JP3251505B2 - 高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼用低水素系被覆アーク溶接棒 - Google Patents
高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼用低水素系被覆アーク溶接棒Info
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Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は高温及び高圧の圧力
容器等の溶接において使用され、溶接金属の機械的性能
が優れていると共に、低温割れ及び再熱割れの発生を防
止することができる高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼用低水素系被覆
アーク溶接棒に関する。
容器等の溶接において使用され、溶接金属の機械的性能
が優れていると共に、低温割れ及び再熱割れの発生を防
止することができる高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼用低水素系被覆
アーク溶接棒に関する。
【０００２】
【従来の技術】石油精製用の脱硫リアクタ及び石炭液化
プラント用の圧力容器には、従来、２．２５Ｃｒ−１Ｍ
ｏ鋼又は３Ｃｒ−１Ｍｏ鋼が使用されている。しかしな
がら、近時、機器の大型化及び操業の効率化のために、
高温及び高圧における操業が必要になってきており、こ
れらの機器を従来の鋼材によって設計すると、板厚が極
めて厚くなったり、水素による損傷（水素アタック）が
生じることがある。従って、設計が不可能となるため、
２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ鋼又は３Ｃｒ−１Ｍｏ鋼に代わる
新しい材料が要求されてきている。また、発電用ボイラ
の分野においても、発電効率の向上を図って、高強度Ｃ
ｒ−Ｍｏ鋼の開発が要求されている。
プラント用の圧力容器には、従来、２．２５Ｃｒ−１Ｍ
ｏ鋼又は３Ｃｒ−１Ｍｏ鋼が使用されている。しかしな
がら、近時、機器の大型化及び操業の効率化のために、
高温及び高圧における操業が必要になってきており、こ
れらの機器を従来の鋼材によって設計すると、板厚が極
めて厚くなったり、水素による損傷（水素アタック）が
生じることがある。従って、設計が不可能となるため、
２．２５Ｃｒ−１Ｍｏ鋼又は３Ｃｒ−１Ｍｏ鋼に代わる
新しい材料が要求されてきている。また、発電用ボイラ
の分野においても、発電効率の向上を図って、高強度Ｃ
ｒ−Ｍｏ鋼の開発が要求されている。
【０００３】これらの要求に対して、鋼材及び溶接材料
は既に開発され、一部については実用化されている。例
えば、低温靱性が優れており、高強度の溶接金属を得る
ことができる被覆アーク溶接棒が公知である（特開昭６
２−１３７１９６号公報）。これは、溶接金属中の酸素
量を制限すると共に、Ｎｂ及びＶ等を強制的に添加する
ことにより、強度及び靱性の向上を図るものである。ま
た、溶接金属のクリープ強度を高めることができる被覆
アーク溶接棒についても公知である（特公平５−５５９
９号）。これは、特にＣ、Ｍｎ及びＮｉ等の含有量を規
制すると共に、溶接金属への歩留まりを考慮して成分調
整することにより、高温強度特性の向上を図っている。
は既に開発され、一部については実用化されている。例
えば、低温靱性が優れており、高強度の溶接金属を得る
ことができる被覆アーク溶接棒が公知である（特開昭６
２−１３７１９６号公報）。これは、溶接金属中の酸素
量を制限すると共に、Ｎｂ及びＶ等を強制的に添加する
ことにより、強度及び靱性の向上を図るものである。ま
た、溶接金属のクリープ強度を高めることができる被覆
アーク溶接棒についても公知である（特公平５−５５９
９号）。これは、特にＣ、Ｍｎ及びＮｉ等の含有量を規
制すると共に、溶接金属への歩留まりを考慮して成分調
整することにより、高温強度特性の向上を図っている。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】しかしながら、このよ
うな従来技術においては、低温靱性及び高温強度特性は
優れているが、溶接欠陥が生じやすいという問題点があ
る。即ち、実際の溶接施工においては、単に溶接金属の
機械的性能が優れているだけでは不十分であり、溶接欠
陥をできる限り低減させることが重要である。従来の技
術においては、機械的性能が重視されており、溶接欠陥
の低減に対しては積極的に開発されていない。特に、高
強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼は、強度が高くなるために低温割れが
発生しやすくなり、その成分系に起因する再熱割れの危
険性も増加する。
うな従来技術においては、低温靱性及び高温強度特性は
優れているが、溶接欠陥が生じやすいという問題点があ
る。即ち、実際の溶接施工においては、単に溶接金属の
機械的性能が優れているだけでは不十分であり、溶接欠
陥をできる限り低減させることが重要である。従来の技
術においては、機械的性能が重視されており、溶接欠陥
の低減に対しては積極的に開発されていない。特に、高
強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼は、強度が高くなるために低温割れが
発生しやすくなり、その成分系に起因する再熱割れの危
険性も増加する。
【０００５】本発明はかかる問題点に鑑みてなされたも
のであって、溶接金属の機械的性能が優れていると共
に、低温割れ及び再熱割れの発生を防止することができ
る高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼用低水素系被覆アーク溶接棒を提
供することを目的とする。
のであって、溶接金属の機械的性能が優れていると共
に、低温割れ及び再熱割れの発生を防止することができ
る高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼用低水素系被覆アーク溶接棒を提
供することを目的とする。
【０００６】
【課題を解決するための手段】本発明に係る高強度Ｃｒ
−Ｍｏ鋼用低水素系被覆アーク溶接棒は、心線及び被覆
剤からなる被覆アーク溶接棒において、前記心線中の化
学成分Ｘの含有量を心線の全重量に対する重量％で
［Ｘ］w 、前記被覆剤中の化学成分Ｙの含有量を被覆剤
の全重量に対する重量％で［Ｙ］f 、溶接棒の単位長さ
当たりの質量に対する被覆剤の質量を被覆率ｔとして、
Ｋ＝ｔ／（１−ｔ）とすると、［Ｓｉ］w ＋Ｋ×［Ｓ
ｉ］f ：０．３５乃至２．４重量％、［Ｍｎ］w ＋Ｋ×
［Ｍｎ］f ：０．５乃至２．０重量％、［Ｃｒ］w ＋Ｋ
×［Ｃｒ］f ：２．０乃至４．０重量％、［Ｍｏ］w ＋
Ｋ×［Ｍｏ］f ：０．０１乃至１．５重量％、［Ｖ］w
＋Ｋ×［Ｖ］f ：０．１５乃至０．６０重量％及び
［Ｃ］w ＋Ｋ×［Ｃ］f ：０．１５重量％以下であり、
（Ｔｉ、ＴｉＯ2 、Ｚｒ、Ｈｆ）、（Ｎｂ、Ｔａ）、Ｎ
ｉ、Ｃｏ、Ｗ、（Ｂ、Ｂ2Ｏ3）からなる群から選択され
た少なくとも１群の成分を［Ｔｉ］w ＋［Ｚｒ］w ＋
［Ｈｆ］w ＋Ｋ×（［Ｔｉ］f ＋０．０２×［ＴｉＯ
2 ］f ＋［Ｚｒ］f＋［Ｈｆ］f ）：０．００５乃至
０．５００重量％、［Ｎｂ］w ＋［Ｔａ］w ＋Ｋ×
（［Ｎｂ］f ＋［Ｔａ］f ）：０．００５乃至０．２０
０重量％、［Ｎｉ］w ＋Ｋ×［Ｎｉ］f ：０．１０乃至
１．００重量％、［Ｃｏ］w ＋Ｋ×［Ｃｏ］f ：０．１
０乃至１．００重量％、［Ｗ］w ＋Ｋ×［Ｗ］f ：０．
１０乃至２．５０重量％及び［Ｂ］w ＋Ｋ×（［Ｂ］f
＋０．１２×［Ｂ2Ｏ3］f ）：０．００２乃至０．１重
量％を満足するように含有し、溶接棒全体に対する水分
が５０乃至６００重量ｐｐｍ、被覆剤の塩基度ＢＬ（Ｂ
Ｌ＝（［ＣａＯ］f ＋［ＭｇＯ］f ＋［ＢａＯ］f ＋
［ＣａＦ2 ］f ＋［Ｎａ2Ｏ ］f ＋［Ｋ2Ｏ ］f ＋０．
５×（［ＦｅＯ］f ＋［ＭｎＯ］f ））／（［ＳｉＯ
2 ］f ＋０．５×（［Ａｌ2Ｏ3］f ＋［ＴｉＯ2 ］f ＋
［ＺｒＯ2 ］f ）））が２．０乃至８．０であり、Ｐ、
Ｓ、Ｎ、Ａｌ及びＭｇが、［Ｐ］w ＋Ｋ×［Ｐ］f ：
０．０１５重量％以下、［Ｓ］w ＋Ｋ×［Ｓ］f ：０．
０１０重量％以下、［Ｎ］w ＋Ｋ×［Ｎ］f：０．０１
５重量％以下、［Ａｌ］w ＋Ｋ×［Ａｌ］f ：０．３０
重量％以下、［Ｍｇ］w ＋Ｋ×［Ｍｇ］f ：０．５０重
量％以下に規制されていることを特徴とする。
−Ｍｏ鋼用低水素系被覆アーク溶接棒は、心線及び被覆
剤からなる被覆アーク溶接棒において、前記心線中の化
学成分Ｘの含有量を心線の全重量に対する重量％で
［Ｘ］w 、前記被覆剤中の化学成分Ｙの含有量を被覆剤
の全重量に対する重量％で［Ｙ］f 、溶接棒の単位長さ
当たりの質量に対する被覆剤の質量を被覆率ｔとして、
Ｋ＝ｔ／（１−ｔ）とすると、［Ｓｉ］w ＋Ｋ×［Ｓ
ｉ］f ：０．３５乃至２．４重量％、［Ｍｎ］w ＋Ｋ×
［Ｍｎ］f ：０．５乃至２．０重量％、［Ｃｒ］w ＋Ｋ
×［Ｃｒ］f ：２．０乃至４．０重量％、［Ｍｏ］w ＋
Ｋ×［Ｍｏ］f ：０．０１乃至１．５重量％、［Ｖ］w
＋Ｋ×［Ｖ］f ：０．１５乃至０．６０重量％及び
［Ｃ］w ＋Ｋ×［Ｃ］f ：０．１５重量％以下であり、
（Ｔｉ、ＴｉＯ2 、Ｚｒ、Ｈｆ）、（Ｎｂ、Ｔａ）、Ｎ
ｉ、Ｃｏ、Ｗ、（Ｂ、Ｂ2Ｏ3）からなる群から選択され
た少なくとも１群の成分を［Ｔｉ］w ＋［Ｚｒ］w ＋
［Ｈｆ］w ＋Ｋ×（［Ｔｉ］f ＋０．０２×［ＴｉＯ
2 ］f ＋［Ｚｒ］f＋［Ｈｆ］f ）：０．００５乃至
０．５００重量％、［Ｎｂ］w ＋［Ｔａ］w ＋Ｋ×
（［Ｎｂ］f ＋［Ｔａ］f ）：０．００５乃至０．２０
０重量％、［Ｎｉ］w ＋Ｋ×［Ｎｉ］f ：０．１０乃至
１．００重量％、［Ｃｏ］w ＋Ｋ×［Ｃｏ］f ：０．１
０乃至１．００重量％、［Ｗ］w ＋Ｋ×［Ｗ］f ：０．
１０乃至２．５０重量％及び［Ｂ］w ＋Ｋ×（［Ｂ］f
＋０．１２×［Ｂ2Ｏ3］f ）：０．００２乃至０．１重
量％を満足するように含有し、溶接棒全体に対する水分
が５０乃至６００重量ｐｐｍ、被覆剤の塩基度ＢＬ（Ｂ
Ｌ＝（［ＣａＯ］f ＋［ＭｇＯ］f ＋［ＢａＯ］f ＋
［ＣａＦ2 ］f ＋［Ｎａ2Ｏ ］f ＋［Ｋ2Ｏ ］f ＋０．
５×（［ＦｅＯ］f ＋［ＭｎＯ］f ））／（［ＳｉＯ
2 ］f ＋０．５×（［Ａｌ2Ｏ3］f ＋［ＴｉＯ2 ］f ＋
［ＺｒＯ2 ］f ）））が２．０乃至８．０であり、Ｐ、
Ｓ、Ｎ、Ａｌ及びＭｇが、［Ｐ］w ＋Ｋ×［Ｐ］f ：
０．０１５重量％以下、［Ｓ］w ＋Ｋ×［Ｓ］f ：０．
０１０重量％以下、［Ｎ］w ＋Ｋ×［Ｎ］f：０．０１
５重量％以下、［Ａｌ］w ＋Ｋ×［Ａｌ］f ：０．３０
重量％以下、［Ｍｇ］w ＋Ｋ×［Ｍｇ］f ：０．５０重
量％以下に規制されていることを特徴とする。
【０００７】
【発明の実施の形態】一般的に、溶接金属の低温割れの
原因として、拡散性水素量、引張の残留応力及び硬化組
織がある。本発明が対象とする高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼は、
従来のＣｒ−Ｍｏ鋼と比較して、含有される合金元素の
種類が増加しているため、より硬い硬化組織が形成され
やすく、残留応力も大きくなりやすい。従って、従来の
溶接材料に対応する技術では、低温割れの発生を防止す
るための溶接施工管理が煩雑になり、割れが発生する危
険性が増加する。
原因として、拡散性水素量、引張の残留応力及び硬化組
織がある。本発明が対象とする高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼は、
従来のＣｒ−Ｍｏ鋼と比較して、含有される合金元素の
種類が増加しているため、より硬い硬化組織が形成され
やすく、残留応力も大きくなりやすい。従って、従来の
溶接材料に対応する技術では、低温割れの発生を防止す
るための溶接施工管理が煩雑になり、割れが発生する危
険性が増加する。
【０００８】そこで、本願発明者等は、低温割れの原因
である拡散性水素量を低減するために、溶接棒全体に対
する水分量を６００重量ｐｐｍ以下に管理することが有
効であることを見い出した。従来より、この種の鋼を含
めた低合金鋼には一般的に低水素系の溶接棒が使用され
ており、溶接材料の規格においても、水分量を規定した
ものがある。
である拡散性水素量を低減するために、溶接棒全体に対
する水分量を６００重量ｐｐｍ以下に管理することが有
効であることを見い出した。従来より、この種の鋼を含
めた低合金鋼には一般的に低水素系の溶接棒が使用され
ており、溶接材料の規格においても、水分量を規定した
ものがある。
【０００９】例えば、米国の溶接学会（ＡＷＳ）の規格
のＡＷＳ Ａ５．５には溶接棒の被覆剤の水分量が規定
されている。しかしながら、被覆剤の水分量のみを制限
するものであり、例えば、心線中に含有される水素又は
心線の表面に残留している有機物中の水素等の水素源に
ついては、特に規定されていない。また、この規格の対
象となっている溶接材料の鋼種は、本発明が対象とする
高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼とは異なっているので、規格で定め
られた値を適用することはできない。従って、本発明に
おいては、被覆アーク溶接棒全体の水素源に着目し、高
強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼に対応できる水素量を管理することに
より、低温割れ発生の防止を図っている。
のＡＷＳ Ａ５．５には溶接棒の被覆剤の水分量が規定
されている。しかしながら、被覆剤の水分量のみを制限
するものであり、例えば、心線中に含有される水素又は
心線の表面に残留している有機物中の水素等の水素源に
ついては、特に規定されていない。また、この規格の対
象となっている溶接材料の鋼種は、本発明が対象とする
高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼とは異なっているので、規格で定め
られた値を適用することはできない。従って、本発明に
おいては、被覆アーク溶接棒全体の水素源に着目し、高
強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼に対応できる水素量を管理することに
より、低温割れ発生の防止を図っている。
【００１０】また、本発明が対象とする高強度Ｃｒ−Ｍ
ｏ鋼は、主に、従来鋼にＶ等を主体とする合金を添加す
ることにより、高温における各種特性を改良したもので
ある。しかしながら、このような鋼種の溶接施工を実施
する場合には、成分及び強度特性に応じて、従来鋼より
も細かく管理することが必要となる。本発明は、この施
工管理を少しでも容易にし、より一層優れた溶接継手を
得ることを可能にするものである。
ｏ鋼は、主に、従来鋼にＶ等を主体とする合金を添加す
ることにより、高温における各種特性を改良したもので
ある。しかしながら、このような鋼種の溶接施工を実施
する場合には、成分及び強度特性に応じて、従来鋼より
も細かく管理することが必要となる。本発明は、この施
工管理を少しでも容易にし、より一層優れた溶接継手を
得ることを可能にするものである。
【００１１】更に、本願発明者等は、他の問題点である
再熱割れを防止できる方法を開発すべく、種々研究を行
った。再熱割れは、溶接金属中における炭化物の粒内析
出に伴って、粒界強度が相対的に低下し、そこに溶接残
留応力が働くことによって発生する。溶接金属の粒界に
析出して粒界の強度を低下させる働きを有する不純物成
分であるＰを低減させることによって、粒界の強度を高
めると共に、組織を細分化して粒界面積を増加させるこ
とによって、単位面積にかかる応力を分散させること
が、再熱割れの防止に対して有効である。本発明は、被
覆剤における塩基度を一定値以下にすることによって、
旧オーステナイト粒界にベイナイト（一部はフェライ
ト）の組織を析出させて、粒界面積を増加させるもので
ある。
再熱割れを防止できる方法を開発すべく、種々研究を行
った。再熱割れは、溶接金属中における炭化物の粒内析
出に伴って、粒界強度が相対的に低下し、そこに溶接残
留応力が働くことによって発生する。溶接金属の粒界に
析出して粒界の強度を低下させる働きを有する不純物成
分であるＰを低減させることによって、粒界の強度を高
めると共に、組織を細分化して粒界面積を増加させるこ
とによって、単位面積にかかる応力を分散させること
が、再熱割れの防止に対して有効である。本発明は、被
覆剤における塩基度を一定値以下にすることによって、
旧オーステナイト粒界にベイナイト（一部はフェライ
ト）の組織を析出させて、粒界面積を増加させるもので
ある。
【００１２】以下、本発明における高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼
用低水素系被覆アーク溶接棒について、更に説明する。
先ず、鋼心線及び被覆剤のいずれか一方又は両方に含有
される化学成分及び組成限定理由について説明する。但
し、下記文中において、［Ｘ］w は鋼心線中の化学成分
Ｘの含有量を重量％で表したものであり、［Ｘ］f は被
覆剤中の化学成分Ｘの含有量を重量％で表したものであ
る。また、被覆剤の鋼心線に対する被覆率をｔとすると
き、Ｋ＝ｔ／（１−ｔ）とする。
用低水素系被覆アーク溶接棒について、更に説明する。
先ず、鋼心線及び被覆剤のいずれか一方又は両方に含有
される化学成分及び組成限定理由について説明する。但
し、下記文中において、［Ｘ］w は鋼心線中の化学成分
Ｘの含有量を重量％で表したものであり、［Ｘ］f は被
覆剤中の化学成分Ｘの含有量を重量％で表したものであ
る。また、被覆剤の鋼心線に対する被覆率をｔとすると
き、Ｋ＝ｔ／（１−ｔ）とする。
【００１３】［Ｃ］w ＋Ｋ×［Ｃ］f ：０．１５重量％
以下 Ｃは溶接金属の強度を確保するために必要であるが、
［Ｃ］w ＋Ｋ×［Ｃ］fが０．１５重量％を超えると、
強度が高くなりすぎて、靱性が低下すると共に、耐低温
割れ性及び耐再熱割れ性が低下する。従って、［Ｃ］w
＋Ｋ×［Ｃ］f は０．１５重量％以下とする。なお、好
ましくは、［Ｃ］w ＋Ｋ×［Ｃ］f は０．０２乃至０．
１５重量％である。
以下 Ｃは溶接金属の強度を確保するために必要であるが、
［Ｃ］w ＋Ｋ×［Ｃ］fが０．１５重量％を超えると、
強度が高くなりすぎて、靱性が低下すると共に、耐低温
割れ性及び耐再熱割れ性が低下する。従って、［Ｃ］w
＋Ｋ×［Ｃ］f は０．１５重量％以下とする。なお、好
ましくは、［Ｃ］w ＋Ｋ×［Ｃ］f は０．０２乃至０．
１５重量％である。
【００１４】［Ｓｉ］w ＋Ｋ×［Ｓｉ］f ：０．３５乃
至２．４重量％ ［Ｓｉ］w ＋Ｋ×［Ｓｉ］f が０．３５重量％未満であ
ると、Ｓｉによって十分に脱酸されず、溶接金属中に球
状欠陥が生じやすくなる。また、溶接金属の濡れ性が悪
くなり、ビードの形状が凸状になりやすいので、好まし
くない。一方、［Ｓｉ］w ＋Ｋ×［Ｓｉ］f が２．４重
量％を超えると、強度が高くなりすぎて靱性が低下す
る。従って、［Ｓｉ］w ＋Ｋ×［Ｓｉ］f は０．３５乃
至２．４重量％とする。
至２．４重量％ ［Ｓｉ］w ＋Ｋ×［Ｓｉ］f が０．３５重量％未満であ
ると、Ｓｉによって十分に脱酸されず、溶接金属中に球
状欠陥が生じやすくなる。また、溶接金属の濡れ性が悪
くなり、ビードの形状が凸状になりやすいので、好まし
くない。一方、［Ｓｉ］w ＋Ｋ×［Ｓｉ］f が２．４重
量％を超えると、強度が高くなりすぎて靱性が低下す
る。従って、［Ｓｉ］w ＋Ｋ×［Ｓｉ］f は０．３５乃
至２．４重量％とする。
【００１５】［Ｍｎ］w ＋Ｋ×［Ｍｎ］f ：０．５乃至
２．０重量％ ［Ｍｎ］w ＋Ｋ×［Ｍｎ］f が０．５重量％未満である
と、焼入れ性が低下し、溶接金属の組織が粗大化するの
で、靱性が低下する。一方、［Ｍｎ］w ＋Ｋ×［Ｍｎ］
f が２．０重量％を超えると、強度が高くなりすぎて靱
性が低下する。従って、［Ｍｎ］w ＋Ｋ×［Ｍｎ］f は
０．５乃至２．０重量％とする。
２．０重量％ ［Ｍｎ］w ＋Ｋ×［Ｍｎ］f が０．５重量％未満である
と、焼入れ性が低下し、溶接金属の組織が粗大化するの
で、靱性が低下する。一方、［Ｍｎ］w ＋Ｋ×［Ｍｎ］
f が２．０重量％を超えると、強度が高くなりすぎて靱
性が低下する。従って、［Ｍｎ］w ＋Ｋ×［Ｍｎ］f は
０．５乃至２．０重量％とする。
【００１６】［Ｃｒ］w ＋Ｋ×［Ｃｒ］f ：２．０乃至
４．０重量％ Ｃｒは耐熱性及び耐酸化性を向上させる成分であり、本
発明の対象である高温及び高圧の圧力容器等に使用する
Ｃｒ−Ｍｏ鋼において、Ｃｒは必須成分である。このＣ
ｒ−Ｍｏ鋼の規格値と同等のＣｒが鋼心線又は被覆剤に
含有される必要がある。このため、［Ｃｒ］w ＋Ｋ×
［Ｃｒ］f は２．０重量％以上とする。一方、［Ｃｒ］
w ＋Ｋ×［Ｃｒ］f が４．０重量％を超えると、母材で
あるＣｒ−Ｍｏ鋼との整合性が低下する。従って、［Ｃ
ｒ］w ＋Ｋ×［Ｃｒ］f は２．０乃至４．０重量％とす
る。
４．０重量％ Ｃｒは耐熱性及び耐酸化性を向上させる成分であり、本
発明の対象である高温及び高圧の圧力容器等に使用する
Ｃｒ−Ｍｏ鋼において、Ｃｒは必須成分である。このＣ
ｒ−Ｍｏ鋼の規格値と同等のＣｒが鋼心線又は被覆剤に
含有される必要がある。このため、［Ｃｒ］w ＋Ｋ×
［Ｃｒ］f は２．０重量％以上とする。一方、［Ｃｒ］
w ＋Ｋ×［Ｃｒ］f が４．０重量％を超えると、母材で
あるＣｒ−Ｍｏ鋼との整合性が低下する。従って、［Ｃ
ｒ］w ＋Ｋ×［Ｃｒ］f は２．０乃至４．０重量％とす
る。
【００１７】［Ｍｏ］w ＋Ｋ×［Ｍｏ］f ：０．０１乃
至１．５重量％ ［Ｍｏ］w ＋Ｋ×［Ｍｏ］f が０．０１重量％未満であ
ると、高温における強度が低下する。一方、［Ｍｏ］w
＋Ｋ×［Ｍｏ］f が１．５重量％を超えると、強度が上
昇し、低温割れが発生しやすくなるので、好ましくな
い。従って、［Ｍｏ］w ＋Ｋ×［Ｍｏ］f は０．０１乃
至１．５重量％とする。
至１．５重量％ ［Ｍｏ］w ＋Ｋ×［Ｍｏ］f が０．０１重量％未満であ
ると、高温における強度が低下する。一方、［Ｍｏ］w
＋Ｋ×［Ｍｏ］f が１．５重量％を超えると、強度が上
昇し、低温割れが発生しやすくなるので、好ましくな
い。従って、［Ｍｏ］w ＋Ｋ×［Ｍｏ］f は０．０１乃
至１．５重量％とする。
【００１８】［Ｖ］w ＋Ｋ×［Ｖ］f ：０．１５乃至
０．６０重量％ Ｖは溶接金属中において微細な炭化物を形成し、この析
出強化によって溶接金属の高温強度を高める効果を有す
る。［Ｖ］w ＋Ｋ×［Ｖ］f が０．１５重量％未満であ
ると、十分な析出強化機構が働かない。一方、［Ｖ］w
＋Ｋ×［Ｖ］fが０．６０重量％を超えると、炭化物が
多量に析出することにより、低温割れが発生しやすくな
る。従って、［Ｖ］w ＋Ｋ×［Ｖ］f は０．１５乃至
０．６０重量％とする。
０．６０重量％ Ｖは溶接金属中において微細な炭化物を形成し、この析
出強化によって溶接金属の高温強度を高める効果を有す
る。［Ｖ］w ＋Ｋ×［Ｖ］f が０．１５重量％未満であ
ると、十分な析出強化機構が働かない。一方、［Ｖ］w
＋Ｋ×［Ｖ］fが０．６０重量％を超えると、炭化物が
多量に析出することにより、低温割れが発生しやすくな
る。従って、［Ｖ］w ＋Ｋ×［Ｖ］f は０．１５乃至
０．６０重量％とする。
【００１９】次に、鋼心線及び被覆剤のいずれか一方又
は両方に添加する化学成分及び組成限定理由について説
明する。これらは、以下に示す項目の内、少なくとも１
種が満足されるように添加されているとよい。
は両方に添加する化学成分及び組成限定理由について説
明する。これらは、以下に示す項目の内、少なくとも１
種が満足されるように添加されているとよい。
【００２０】［Ｔｉ］w ＋［Ｚｒ］w ＋［Ｈｆ］w ＋Ｋ
×（［Ｔｉ］f ＋０．０２×［ＴｉＯ2 ］f ＋［Ｚｒ］
f ＋［Ｈｆ］f ）：０．００５乃至０．５００重量％ Ｔｉ、Ｚｒ及びＨｆは周期律表の４Ａ族に属し、類似の
効果を有する。これらの元素の酸化物は、溶接金属の凝
固時において、核生成のサイトとなって溶接金属の組織
を微細化する。［Ｔｉ］w ＋［Ｚｒ］w ＋［Ｈｆ］w ＋
Ｋ×（［Ｔｉ］f ＋０．０２×［ＴｉＯ2 ］f ＋［Ｚ
ｒ］f ＋［Ｈｆ］f ）が０．００５重量％未満である
と、必要とする核生成のサイトが不足するため、溶接金
属の微細化効果が低下する。一方、［Ｔｉ］w ＋［Ｚ
ｒ］w ＋［Ｈｆ］w ＋Ｋ×（［Ｔｉ］f＋０．０２×
［ＴｉＯ2 ］f ＋［Ｚｒ］f ＋［Ｈｆ］f ）が０．５０
０重量％を超えると、強度が高くなって再熱割れが発生
しやすくなるので、好ましくない。従って、［Ｔｉ］w
＋［Ｚｒ］w ＋［Ｈｆ］w ＋Ｋ×（［Ｔｉ］f ＋０．０
２×［ＴｉＯ2 ］f ＋［Ｚｒ］f ＋［Ｈｆ］f ）は０．
００５乃至０．５００重量％とする。
×（［Ｔｉ］f ＋０．０２×［ＴｉＯ2 ］f ＋［Ｚｒ］
f ＋［Ｈｆ］f ）：０．００５乃至０．５００重量％ Ｔｉ、Ｚｒ及びＨｆは周期律表の４Ａ族に属し、類似の
効果を有する。これらの元素の酸化物は、溶接金属の凝
固時において、核生成のサイトとなって溶接金属の組織
を微細化する。［Ｔｉ］w ＋［Ｚｒ］w ＋［Ｈｆ］w ＋
Ｋ×（［Ｔｉ］f ＋０．０２×［ＴｉＯ2 ］f ＋［Ｚ
ｒ］f ＋［Ｈｆ］f ）が０．００５重量％未満である
と、必要とする核生成のサイトが不足するため、溶接金
属の微細化効果が低下する。一方、［Ｔｉ］w ＋［Ｚ
ｒ］w ＋［Ｈｆ］w ＋Ｋ×（［Ｔｉ］f＋０．０２×
［ＴｉＯ2 ］f ＋［Ｚｒ］f ＋［Ｈｆ］f ）が０．５０
０重量％を超えると、強度が高くなって再熱割れが発生
しやすくなるので、好ましくない。従って、［Ｔｉ］w
＋［Ｚｒ］w ＋［Ｈｆ］w ＋Ｋ×（［Ｔｉ］f ＋０．０
２×［ＴｉＯ2 ］f ＋［Ｚｒ］f ＋［Ｈｆ］f ）は０．
００５乃至０．５００重量％とする。
【００２１】［Ｎｂ］w ＋［Ｔａ］w ＋Ｋ×（［Ｎｂ］
f ＋［Ｔａ］f ）：０．００５乃至０．２００重量％ Ｎｂ及びＴａは周期律表の５Ａ族に属し、溶接金属中に
おいて炭化物を形成し、析出強化機構によって溶接金属
の高温強度を高める効果を有する。［Ｎｂ］w＋［Ｔ
ａ］w ＋Ｋ×（［Ｎｂ］f ＋［Ｔａ］f ）が０．００５
重量％未満であると、十分に炭化物を析出することがで
きないので、この効果が低下する。一方、［Ｎｂ］w ＋
［Ｔａ］w ＋Ｋ×（［Ｎｂ］f ＋［Ｔａ］f ）が０．２
００重量％を超えると、炭化物が過剰に析出するため、
再熱割れが発生しやすくなる。従って、［Ｎｂ］w ＋
［Ｔａ］w ＋Ｋ×（［Ｎｂ］f ＋［Ｔａ］f ）は０．０
０５乃至０．２００重量％とする。
f ＋［Ｔａ］f ）：０．００５乃至０．２００重量％ Ｎｂ及びＴａは周期律表の５Ａ族に属し、溶接金属中に
おいて炭化物を形成し、析出強化機構によって溶接金属
の高温強度を高める効果を有する。［Ｎｂ］w＋［Ｔ
ａ］w ＋Ｋ×（［Ｎｂ］f ＋［Ｔａ］f ）が０．００５
重量％未満であると、十分に炭化物を析出することがで
きないので、この効果が低下する。一方、［Ｎｂ］w ＋
［Ｔａ］w ＋Ｋ×（［Ｎｂ］f ＋［Ｔａ］f ）が０．２
００重量％を超えると、炭化物が過剰に析出するため、
再熱割れが発生しやすくなる。従って、［Ｎｂ］w ＋
［Ｔａ］w ＋Ｋ×（［Ｎｂ］f ＋［Ｔａ］f ）は０．０
０５乃至０．２００重量％とする。
【００２２】［Ｎｉ］w ＋Ｋ×［Ｎｉ］f ：０．１０乃
至１．００重量％ Ｎｉは溶接金属の靱性を向上させる効果を有する。［Ｎ
ｉ］w ＋Ｋ×［Ｎｉ］f が０．１０重量％未満ではこの
効果が低下する。一方、［Ｎｉ］w ＋Ｋ×［Ｎｉ］f が
１．００重量％を超えると、クリープ強度を低下させる
ので、高温における使用には不適当となる。従って、
［Ｎｉ］w ＋Ｋ×［Ｎｉ］f は０．１０乃至１．００重
量％とする。
至１．００重量％ Ｎｉは溶接金属の靱性を向上させる効果を有する。［Ｎ
ｉ］w ＋Ｋ×［Ｎｉ］f が０．１０重量％未満ではこの
効果が低下する。一方、［Ｎｉ］w ＋Ｋ×［Ｎｉ］f が
１．００重量％を超えると、クリープ強度を低下させる
ので、高温における使用には不適当となる。従って、
［Ｎｉ］w ＋Ｋ×［Ｎｉ］f は０．１０乃至１．００重
量％とする。
【００２３】［Ｃｏ］w ＋Ｋ×［Ｃｏ］f ：０．１０乃
至１．００重量％ ［Ｗ］w ＋Ｋ×［Ｗ］f ：０．１０乃至２．５０重量％ Ｃｏ及びＷは溶接金属の高温短時間強度及びクリープ強
度を向上させる効果を有する。Ｃｏ又はＷを添加する場
合、［Ｃｏ］w ＋Ｋ×［Ｃｏ］f 又は［Ｗ］w＋Ｋ×
［Ｗ］f が０．１０重量％未満であると、強度を高める
効果を十分に得ることができない。一方、［Ｃｏ］w ＋
Ｋ×［Ｃｏ］f が１．００重量％を超えるか又は［Ｗ］
w ＋Ｋ×［Ｗ］f が２．５０重量％を超えると、溶接金
属の低温割れが発生しやすくなる。従って、Ｃｏ又はＷ
を添加する場合は、［Ｃｏ］w ＋Ｋ×［Ｃｏ］f は０．
１０乃至１．００重量％とし、［Ｗ］w ＋Ｋ×［Ｗ］f
は０．１０乃至２．５０重量％とする。
至１．００重量％ ［Ｗ］w ＋Ｋ×［Ｗ］f ：０．１０乃至２．５０重量％ Ｃｏ及びＷは溶接金属の高温短時間強度及びクリープ強
度を向上させる効果を有する。Ｃｏ又はＷを添加する場
合、［Ｃｏ］w ＋Ｋ×［Ｃｏ］f 又は［Ｗ］w＋Ｋ×
［Ｗ］f が０．１０重量％未満であると、強度を高める
効果を十分に得ることができない。一方、［Ｃｏ］w ＋
Ｋ×［Ｃｏ］f が１．００重量％を超えるか又は［Ｗ］
w ＋Ｋ×［Ｗ］f が２．５０重量％を超えると、溶接金
属の低温割れが発生しやすくなる。従って、Ｃｏ又はＷ
を添加する場合は、［Ｃｏ］w ＋Ｋ×［Ｃｏ］f は０．
１０乃至１．００重量％とし、［Ｗ］w ＋Ｋ×［Ｗ］f
は０．１０乃至２．５０重量％とする。
【００２４】［Ｂ］w ＋Ｋ×（［Ｂ］f ＋０．１２×
［Ｂ2Ｏ3］f ）：０．００２乃至０．１重量％ Ｂは溶接金属の靱性を向上させる効果を有する。［Ｂ］
w ＋Ｋ×（［Ｂ］f ＋０．１２×［Ｂ2Ｏ3］f ）が０．
００２重量％未満であると、この効果が得られない。一
方、［Ｂ］w ＋Ｋ×（［Ｂ］f ＋０．１２×［Ｂ2Ｏ3］
f ）が０．１重量％を超えると、再熱割れが発生しやす
くなるので、好ましくない。従って、［Ｂ］w ＋Ｋ×
（［Ｂ］f ＋０．１２×［Ｂ2Ｏ3］f ）は０．００２乃
至０．１重量％とする。なお、被覆剤中のＢ2Ｏ3は、還
元されて溶接金属中にＢとして歩留まるので、この歩留
まりを考慮して、Ｂ2Ｏ3に係数０．１２を乗じた。
［Ｂ2Ｏ3］f ）：０．００２乃至０．１重量％ Ｂは溶接金属の靱性を向上させる効果を有する。［Ｂ］
w ＋Ｋ×（［Ｂ］f ＋０．１２×［Ｂ2Ｏ3］f ）が０．
００２重量％未満であると、この効果が得られない。一
方、［Ｂ］w ＋Ｋ×（［Ｂ］f ＋０．１２×［Ｂ2Ｏ3］
f ）が０．１重量％を超えると、再熱割れが発生しやす
くなるので、好ましくない。従って、［Ｂ］w ＋Ｋ×
（［Ｂ］f ＋０．１２×［Ｂ2Ｏ3］f ）は０．００２乃
至０．１重量％とする。なお、被覆剤中のＢ2Ｏ3は、還
元されて溶接金属中にＢとして歩留まるので、この歩留
まりを考慮して、Ｂ2Ｏ3に係数０．１２を乗じた。
【００２５】更に、鋼心線及び被覆剤のいずれか一方又
は両方に混入する不純物成分の組成限定理由について説
明する。
は両方に混入する不純物成分の組成限定理由について説
明する。
【００２６】［Ｐ］w ＋Ｋ×［Ｐ］f ：０．０１５重量
％以下 ［Ｐ］w ＋Ｋ×［Ｐ］f が０．０１５重量％を超える
と、Ｐが溶接金属の粒界に析出して粒界の強度を低下さ
せ、焼戻し脆化及び再熱割れが発生しやすくなる。従っ
て、［Ｐ］w ＋Ｋ×［Ｐ］f は０．０１５重量％以下に
規制する。
％以下 ［Ｐ］w ＋Ｋ×［Ｐ］f が０．０１５重量％を超える
と、Ｐが溶接金属の粒界に析出して粒界の強度を低下さ
せ、焼戻し脆化及び再熱割れが発生しやすくなる。従っ
て、［Ｐ］w ＋Ｋ×［Ｐ］f は０．０１５重量％以下に
規制する。
【００２７】［Ｓ］w ＋Ｋ×［Ｓ］f ：０．０１０重量
％以下 ［Ｓ］w ＋Ｋ×［Ｓ］f が０．０１０重量％を超える
と、高温割れの原因になると共に、靱性が低下する。従
って、［Ｓ］w ＋Ｋ×［Ｓ］f は０．０１０重量％以下
に規制する。
％以下 ［Ｓ］w ＋Ｋ×［Ｓ］f が０．０１０重量％を超える
と、高温割れの原因になると共に、靱性が低下する。従
って、［Ｓ］w ＋Ｋ×［Ｓ］f は０．０１０重量％以下
に規制する。
【００２８】［Ｎ］w ＋Ｋ×［Ｎ］f ：０．０１５重量
％以下 Ｎは溶接金属の靱性を低下させる元素であり、溶接金属
中に過剰に含有されると、完全に固溶されなくなって、
球状欠陥が生じることがある。また、高強度Ｃｒ−Ｍｏ
鋼に対しては、クリープ強度を低下させる原因になる。
［Ｎ］w ＋Ｋ×［Ｎ］f が０．０１５重量％を超える
と、これらの影響が生じる。従って、［Ｎ］w ＋Ｋ×
［Ｎ］f は０．０１５重量％以下に規制する。
％以下 Ｎは溶接金属の靱性を低下させる元素であり、溶接金属
中に過剰に含有されると、完全に固溶されなくなって、
球状欠陥が生じることがある。また、高強度Ｃｒ−Ｍｏ
鋼に対しては、クリープ強度を低下させる原因になる。
［Ｎ］w ＋Ｋ×［Ｎ］f が０．０１５重量％を超える
と、これらの影響が生じる。従って、［Ｎ］w ＋Ｋ×
［Ｎ］f は０．０１５重量％以下に規制する。
【００２９】［Ａｌ］w ＋Ｋ×［Ａｌ］f ：０．３０重
量％以下 ［Ｍｇ］w ＋Ｋ×［Ｍｇ］f ：０．５０重量％以下 Ａｌ及びＭｇは強力な脱酸剤として作用するが、溶接金
属中に過剰に含有されると、溶接作業性が著しく低下す
る。従って、［Ａｌ］w ＋Ｋ×［Ａｌ］f は０．３０重
量％以下、［Ｍｇ］w ＋Ｋ×［Ｍｇ］f は０．５０重量
％以下に規制する。
量％以下 ［Ｍｇ］w ＋Ｋ×［Ｍｇ］f ：０．５０重量％以下 Ａｌ及びＭｇは強力な脱酸剤として作用するが、溶接金
属中に過剰に含有されると、溶接作業性が著しく低下す
る。従って、［Ａｌ］w ＋Ｋ×［Ａｌ］f は０．３０重
量％以下、［Ｍｇ］w ＋Ｋ×［Ｍｇ］f は０．５０重量
％以下に規制する。
【００３０】また、本発明における不可避的不純物に
は、上記元素の他にＡｓ、Ｓｂ及びＳｎ等があり、これ
らは、［Ａｓ］w ＋Ｋ×［Ａｓ］f を０．０１０重量％
以下、［Ｓｂ］w ＋Ｋ×［Ｓｂ］f を０．０１０重量％
以下、［Ｓｎ］w ＋Ｋ×［Ｓｎ］f を０．０１０重量％
以下に規制することが好ましい。
は、上記元素の他にＡｓ、Ｓｂ及びＳｎ等があり、これ
らは、［Ａｓ］w ＋Ｋ×［Ａｓ］f を０．０１０重量％
以下、［Ｓｂ］w ＋Ｋ×［Ｓｂ］f を０．０１０重量％
以下、［Ｓｎ］w ＋Ｋ×［Ｓｎ］f を０．０１０重量％
以下に規制することが好ましい。
【００３１】溶接棒全体に対する水分：５０乃至６００
重量ｐｐｍ 前述の如く、溶接棒の水分量を低減することによって、
溶接金属の低温割れを防止することができる。溶接棒全
体の水分が６００重量ｐｐｍを超えると、溶接金属の低
温割れが発生しやすくなる。一方、溶接棒全体の水分が
５０重量ｐｐｍ未満であると、溶接作業性が低下して、
実用性が悪くなる。従って、溶接棒全体に対する水分は
５０乃至６００重量ｐｐｍとする。なお、被覆アーク溶
接棒に含有される水素源は、被覆剤に含有される水分及
び被覆剤の原料に含有される結晶水のみだけでなく、心
線の表面に付着している残留物及び心線中の残留水素も
含んでいる。このため、溶接棒全体に対する水分は、こ
れら全ての水素源からの水素についても水分の形に換算
し、それらの総量を示すものとする。
重量ｐｐｍ 前述の如く、溶接棒の水分量を低減することによって、
溶接金属の低温割れを防止することができる。溶接棒全
体の水分が６００重量ｐｐｍを超えると、溶接金属の低
温割れが発生しやすくなる。一方、溶接棒全体の水分が
５０重量ｐｐｍ未満であると、溶接作業性が低下して、
実用性が悪くなる。従って、溶接棒全体に対する水分は
５０乃至６００重量ｐｐｍとする。なお、被覆アーク溶
接棒に含有される水素源は、被覆剤に含有される水分及
び被覆剤の原料に含有される結晶水のみだけでなく、心
線の表面に付着している残留物及び心線中の残留水素も
含んでいる。このため、溶接棒全体に対する水分は、こ
れら全ての水素源からの水素についても水分の形に換算
し、それらの総量を示すものとする。
【００３２】塩基度ＢＬ：２．０乃至８．０ 前述の如く、下記数式１によって表される塩基度ＢＬを
適切に規制することによって、溶接金属の再熱割れを防
止することができる。塩基度ＢＬが８．０を超えると、
再熱割れの防止効果が低下する。一方、塩基度ＢＬが
２．０未満であると、溶接金属の靱性が低下する。従っ
て、塩基度ＢＬは２．０乃至８．０とする。この場合に
溶接金属の酸素量は２００乃至５００重量ｐｐｍとなる
ので、溶接金属の靱性が良好になると共に、再熱割れを
防止することができる。なお、下記数式１において、炭
酸塩は酸化物への換算値として計算する。例えば、Ｃａ
ＣＯ3 はＣａＯに換算し、ＢａＣＯ3 はＢａＯに換算す
る。
適切に規制することによって、溶接金属の再熱割れを防
止することができる。塩基度ＢＬが８．０を超えると、
再熱割れの防止効果が低下する。一方、塩基度ＢＬが
２．０未満であると、溶接金属の靱性が低下する。従っ
て、塩基度ＢＬは２．０乃至８．０とする。この場合に
溶接金属の酸素量は２００乃至５００重量ｐｐｍとなる
ので、溶接金属の靱性が良好になると共に、再熱割れを
防止することができる。なお、下記数式１において、炭
酸塩は酸化物への換算値として計算する。例えば、Ｃａ
ＣＯ3 はＣａＯに換算し、ＢａＣＯ3 はＢａＯに換算す
る。
【００３３】
【数１】ＢＬ＝（［ＣａＯ］f ＋［ＭｇＯ］f ＋［Ｂａ
Ｏ］f ＋［ＣａＦ2 ］f ＋［Ｎａ2Ｏ ］f ＋［Ｋ2Ｏ ］
f ＋０．５×（［ＦｅＯ］f ＋［ＭｎＯ］f ））／
（［ＳｉＯ2 ］f ＋０．５×（［Ａｌ2Ｏ3］f ＋［Ｔｉ
Ｏ2 ］f ＋［ＺｒＯ2 ］f ））
Ｏ］f ＋［ＣａＦ2 ］f ＋［Ｎａ2Ｏ ］f ＋［Ｋ2Ｏ ］
f ＋０．５×（［ＦｅＯ］f ＋［ＭｎＯ］f ））／
（［ＳｉＯ2 ］f ＋０．５×（［Ａｌ2Ｏ3］f ＋［Ｔｉ
Ｏ2 ］f ＋［ＺｒＯ2 ］f ））
【００３４】なお、塩基度の計算に使用する化合物以外
に、例えば、ＢａＦ2及びＮａＦ等のフッ化物、ＳｒＣ
Ｏ3及びＬｉ2ＣＯ3等の炭酸塩並びにその他のスラグ形
成剤並びにアーク安定剤等をフラックス中に含有させる
ことができる。
に、例えば、ＢａＦ2及びＮａＦ等のフッ化物、ＳｒＣ
Ｏ3及びＬｉ2ＣＯ3等の炭酸塩並びにその他のスラグ形
成剤並びにアーク安定剤等をフラックス中に含有させる
ことができる。
【００３５】
【実施例】以下、本発明に係る高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼用低
水素系被覆アーク溶接棒の実施例についてその比較例と
比較して具体的に説明する。
水素系被覆アーク溶接棒の実施例についてその比較例と
比較して具体的に説明する。
【００３６】先ず、下記表１及び２に示す化学組成（残
部は鉄及び不可避的不純物）を有する心線と、下記表３
〜７に示す化学組成を有する被覆剤を組み合わせて、心
線の直径が４．０ｍｍである被覆アーク溶接棒を製造し
た。そして、下記表１〜７に示す各心線及び被覆剤の化
学成分の含有量を、本発明において化学組成を規定する
ために使用した数式に適用し、全ての値が本発明の範囲
内である溶接棒を実施例とし、少なくとも１種が本発明
の範囲から外れた溶接棒を比較例として、これらを使用
して鋼板を溶接した。各成分の計算値を下記表８〜１３
に示す。この成分計算値の欄において、化学成分Ｘは
［Ｘ］w ＋Ｋ×［Ｘ］f の計算値を表している。但し、
Ｔｉは、［Ｔｉ］w ＋Ｋ×（［Ｔｉ］f ＋０．０２×
［ＴｉＯ2 ］f ）とし、Ｂは、［Ｂ］w ＋Ｋ×（［Ｂ］
f ＋０．１２×［Ｂ2Ｏ3］f ）として計算する。また、
溶接母材として、板厚が５０ｍｍであるＪＩＳ Ｇ ４
１１０ＳＣＭＱ４Ｖの鋼板を使用し、溶接条件は、ＪＩ
Ｓ Ｚ ３２２３（モリブデン鋼及びクロムモリブデン
鋼被覆アーク溶接棒）に基づいて溶接した。
部は鉄及び不可避的不純物）を有する心線と、下記表３
〜７に示す化学組成を有する被覆剤を組み合わせて、心
線の直径が４．０ｍｍである被覆アーク溶接棒を製造し
た。そして、下記表１〜７に示す各心線及び被覆剤の化
学成分の含有量を、本発明において化学組成を規定する
ために使用した数式に適用し、全ての値が本発明の範囲
内である溶接棒を実施例とし、少なくとも１種が本発明
の範囲から外れた溶接棒を比較例として、これらを使用
して鋼板を溶接した。各成分の計算値を下記表８〜１３
に示す。この成分計算値の欄において、化学成分Ｘは
［Ｘ］w ＋Ｋ×［Ｘ］f の計算値を表している。但し、
Ｔｉは、［Ｔｉ］w ＋Ｋ×（［Ｔｉ］f ＋０．０２×
［ＴｉＯ2 ］f ）とし、Ｂは、［Ｂ］w ＋Ｋ×（［Ｂ］
f ＋０．１２×［Ｂ2Ｏ3］f ）として計算する。また、
溶接母材として、板厚が５０ｍｍであるＪＩＳ Ｇ ４
１１０ＳＣＭＱ４Ｖの鋼板を使用し、溶接条件は、ＪＩ
Ｓ Ｚ ３２２３（モリブデン鋼及びクロムモリブデン
鋼被覆アーク溶接棒）に基づいて溶接した。
【００３７】次に、形成された溶接金属について、各種
機械試験並びに低温割れ及び再熱割れ試験を実施すると
共に、溶接作業性を評価した。機械試験については、Ｊ
ＩＳＺ ３１１１（溶着金属の引張及び衝撃試験方法）
に基づいて、全溶着引張試験及びシャルピー衝撃試験を
実施した。全溶着引張試験には、６９０℃の温度におけ
る１０時間のＰＷＨＴ後の試験片、衝撃試験には同様の
ＰＷＨＴ後に、ステップクーリング熱処理を施した試験
片を使用した。また、低温割れ試験は、ＪＩＳ Ｚ ３
１５７（Ｕ形溶接割れ試験方法）に基づいて実施した。
このとき、予熱温度を２５０℃として、３０℃で８０％
相対湿度雰囲気において、運棒比を０．８とした。更
に、再熱割れの評価は、「応力除去焼鈍割れに関する研
究（第２報）」（内木ら、溶接学会誌：Ｖｏｌ．３３、
Ｎｏ．９（１９６４）Ｐ．７１８）を参考にして、リン
グ割れ試験により評価した。
機械試験並びに低温割れ及び再熱割れ試験を実施すると
共に、溶接作業性を評価した。機械試験については、Ｊ
ＩＳＺ ３１１１（溶着金属の引張及び衝撃試験方法）
に基づいて、全溶着引張試験及びシャルピー衝撃試験を
実施した。全溶着引張試験には、６９０℃の温度におけ
る１０時間のＰＷＨＴ後の試験片、衝撃試験には同様の
ＰＷＨＴ後に、ステップクーリング熱処理を施した試験
片を使用した。また、低温割れ試験は、ＪＩＳ Ｚ ３
１５７（Ｕ形溶接割れ試験方法）に基づいて実施した。
このとき、予熱温度を２５０℃として、３０℃で８０％
相対湿度雰囲気において、運棒比を０．８とした。更
に、再熱割れの評価は、「応力除去焼鈍割れに関する研
究（第２報）」（内木ら、溶接学会誌：Ｖｏｌ．３３、
Ｎｏ．９（１９６４）Ｐ．７１８）を参考にして、リン
グ割れ試験により評価した。
【００３８】以下に、リング割れ試験用試験片の採取方
法及び形状並びに試験方法について説明する。
法及び形状並びに試験方法について説明する。
【００３９】図１（ａ）はリング割れ試験用円筒形試験
片の溶接金属からの採取位置及び方向を示す模式的断面
図であり、（ｂ）は円筒形試験片の形状を示す側面図、
（ｃ）は同じくその断面図、（ｄ）は断面図におけるノ
ッチ部Ａを拡大して示す断面図、（ｅ）は円筒形試験片
を使用したリング割れ試験方法を示す模式的断面図であ
る。
片の溶接金属からの採取位置及び方向を示す模式的断面
図であり、（ｂ）は円筒形試験片の形状を示す側面図、
（ｃ）は同じくその断面図、（ｄ）は断面図におけるノ
ッチ部Ａを拡大して示す断面図、（ｅ）は円筒形試験片
を使用したリング割れ試験方法を示す模式的断面図であ
る。
【００４０】先ず、図１（ａ）に示すように、溶接母材
１と裏当材２との開先部に形成された溶接金属３の最終
ビード上方から、ノッチ及びスリットを有する円筒形試
験片４を採取した。このとき、図１（ｃ）に示すノッチ
５が溶接金属３の原質部上方に、スリット６が下方に位
置するように採取した。
１と裏当材２との開先部に形成された溶接金属３の最終
ビード上方から、ノッチ及びスリットを有する円筒形試
験片４を採取した。このとき、図１（ｃ）に示すノッチ
５が溶接金属３の原質部上方に、スリット６が下方に位
置するように採取した。
【００４１】この円筒形試験片４は、図１（ｂ）に示す
ように、円筒形の長手方向の長さを２０ｍｍとし、その
外径を１０ｍｍ、内径を５ｍｍとした。
ように、円筒形の長手方向の長さを２０ｍｍとし、その
外径を１０ｍｍ、内径を５ｍｍとした。
【００４２】また、図１（ｃ）に示すように、円筒形試
験片４は、試験片４の長手方向に、円筒の内部の空洞部
にまで至るスリット６を０．５ｍｍの幅で有し、このス
リットの反対側の外周面には試験片の長手方向にノッチ
５を有している。
験片４は、試験片４の長手方向に、円筒の内部の空洞部
にまで至るスリット６を０．５ｍｍの幅で有し、このス
リットの反対側の外周面には試験片の長手方向にノッチ
５を有している。
【００４３】更に、図１（ｃ）のノッチ部Ａにおける拡
大図である図１（ｄ）に示すように、ノッチ５は、深さ
が０．５ｍｍ、幅が０．４ｍｍであり、底部の曲率半径
が０．２ｍｍであるＵ字形の溝となっている。このよう
な形状の試験片をリング割れ試験に使用した。
大図である図１（ｄ）に示すように、ノッチ５は、深さ
が０．５ｍｍ、幅が０．４ｍｍであり、底部の曲率半径
が０．２ｍｍであるＵ字形の溝となっている。このよう
な形状の試験片をリング割れ試験に使用した。
【００４４】なお、リング割れ試験は、図１（ｅ）に示
すように、矢印で示す方向に円筒型試験片４に曲げ応力
を印加して、試験片４のスリット６を溶加材を使用せず
にＴＩＧ溶接し、Ｕ字形の溝の底部に引張残留応力を生
じさせたまま６２５℃の温度で１０時間の熱処理を行っ
て、ノッチ５の底部における割れ発生の有無により評価
するものとする。これらの評価結果を下記表１４及び１
５に示す。但し、表１４及び１５に併せて示す水分量
は、３５０℃の温度で１時間の乾燥の後に測定した値と
する。また、機械試験の評価基準は、クリープ破断強度
については、５５０℃の温度で１０００時間の破断強度
が２００Ｎ／ｍｍ2以上のものを合格とし、衝撃試験に
ついては、シャルピー衝撃値が１００Ｊ以上のものを合
格とした。低温割れ及び再熱割れ試験は、割れが発生し
なかったものを○（良好）とし、割れが発生したものを
×（不良）とした。
すように、矢印で示す方向に円筒型試験片４に曲げ応力
を印加して、試験片４のスリット６を溶加材を使用せず
にＴＩＧ溶接し、Ｕ字形の溝の底部に引張残留応力を生
じさせたまま６２５℃の温度で１０時間の熱処理を行っ
て、ノッチ５の底部における割れ発生の有無により評価
するものとする。これらの評価結果を下記表１４及び１
５に示す。但し、表１４及び１５に併せて示す水分量
は、３５０℃の温度で１時間の乾燥の後に測定した値と
する。また、機械試験の評価基準は、クリープ破断強度
については、５５０℃の温度で１０００時間の破断強度
が２００Ｎ／ｍｍ2以上のものを合格とし、衝撃試験に
ついては、シャルピー衝撃値が１００Ｊ以上のものを合
格とした。低温割れ及び再熱割れ試験は、割れが発生し
なかったものを○（良好）とし、割れが発生したものを
×（不良）とした。
【００４５】
【表１】
【００４６】
【表２】
【００４７】
【表３】
【００４８】
【表４】
【００４９】
【表５】
【００５０】
【表６】
【００５１】
【表７】
【００５２】
【表８】
【００５３】
【表９】
【００５４】
【表１０】
【００５５】
【表１１】
【００５６】
【表１２】
【００５７】
【表１３】
【００５８】
【表１４】
【００５９】
【表１５】
【００６０】上記表８〜１５に示すように、実施例Ｎ
ｏ．１〜１０は含有成分の計算値が全て本発明の範囲内
であり、機械試験、割れ試験及び溶接作業性の全てにお
いて、優れたものとなった。
ｏ．１〜１０は含有成分の計算値が全て本発明の範囲内
であり、機械試験、割れ試験及び溶接作業性の全てにお
いて、優れたものとなった。
【００６１】これに対して、比較例Ｎｏ．１１及び１２
はＭｏ又はＣｒの含有量が本発明範囲の上限を超えてい
るので、低温割れが発生すると共に、衝撃値が低下し
た。比較例Ｎｏ．１３はＣ及びＰの含有量が本発明範囲
の上限を超えているので、溶接金属に低温割れが発生
し、Ｐ含有量が高いので再熱割れも発生した。比較例Ｎ
ｏ．１４はＳｉ及びＭｎの含有量が本発明範囲の上限を
超えているので、強度が高くなって、衝撃値が低下し
た。比較例Ｎｏ．１５はＳｉ含有量が本発明範囲の下限
未満であるため、作業性が低下した。
はＭｏ又はＣｒの含有量が本発明範囲の上限を超えてい
るので、低温割れが発生すると共に、衝撃値が低下し
た。比較例Ｎｏ．１３はＣ及びＰの含有量が本発明範囲
の上限を超えているので、溶接金属に低温割れが発生
し、Ｐ含有量が高いので再熱割れも発生した。比較例Ｎ
ｏ．１４はＳｉ及びＭｎの含有量が本発明範囲の上限を
超えているので、強度が高くなって、衝撃値が低下し
た。比較例Ｎｏ．１５はＳｉ含有量が本発明範囲の下限
未満であるため、作業性が低下した。
【００６２】比較例Ｎｏ．１６はＭｎ含有量が本発明の
下限未満であるので、脱酸が不十分となって靱性が低下
した。また作業性がやや不良であった。比較例Ｎｏ．１
７はＳ含有量が本発明範囲の上限を超えているので衝撃
値が低下すると共に、Ｎｉ含有量が本発明範囲の上限を
超えているので、クリープ強度が著しく低下した。比較
例Ｎｏ．１８はＣｒ及びＶの含有量が本発明範囲の下限
未満であり、Ｃｒ含有量が低いために溶接母材との整合
性が失われ、Ｖ含有量が低いことによりクリープ強度が
低下した。
下限未満であるので、脱酸が不十分となって靱性が低下
した。また作業性がやや不良であった。比較例Ｎｏ．１
７はＳ含有量が本発明範囲の上限を超えているので衝撃
値が低下すると共に、Ｎｉ含有量が本発明範囲の上限を
超えているので、クリープ強度が著しく低下した。比較
例Ｎｏ．１８はＣｒ及びＶの含有量が本発明範囲の下限
未満であり、Ｃｒ含有量が低いために溶接母材との整合
性が失われ、Ｖ含有量が低いことによりクリープ強度が
低下した。
【００６３】また、比較例Ｎｏ．１９はＭｏ含有量が本
発明範囲の下限未満であるので、クリープ強度が不十分
であった。比較例Ｎｏ．２０はＶ含有量が本発明範囲の
上限を超えており、衝撃値が著しく低下した。比較例Ｎ
ｏ．２１はＮｂ及びＴａの総量並びにＷ含有量が本発明
範囲の上限を超えているので、低温割れ及び再熱割れが
発生した。また強度が高くなりすぎて、靱性が著しく低
下した。比較例Ｎｏ．２２はＺｒ及びＨｆの総量が本発
明範囲の上限を超えているので、低温割れ及び再熱割れ
が発生した。
発明範囲の下限未満であるので、クリープ強度が不十分
であった。比較例Ｎｏ．２０はＶ含有量が本発明範囲の
上限を超えており、衝撃値が著しく低下した。比較例Ｎ
ｏ．２１はＮｂ及びＴａの総量並びにＷ含有量が本発明
範囲の上限を超えているので、低温割れ及び再熱割れが
発生した。また強度が高くなりすぎて、靱性が著しく低
下した。比較例Ｎｏ．２２はＺｒ及びＨｆの総量が本発
明範囲の上限を超えているので、低温割れ及び再熱割れ
が発生した。
【００６４】比較例Ｎｏ．２３はＣｏ含有量が本発明範
囲の上限を超えているので、強度が上昇して低温割れが
発生した。比較例Ｎｏ．２４はＢ含有量が本発明範囲の
上限を超えているので、再熱割れが発生した。比較例Ｎ
ｏ．２５はＮ含有量が本発明範囲の上限を超えているの
で、溶接金属中に球状欠陥が発生した。比較例Ｎｏ．２
６及び２７はＡｌ又はＭｇの含有量が本発明範囲の上限
を超えているので、共に、作業性が著しく低下した。比
較例Ｎｏ．２８は被覆剤の塩基度ＢＬが本発明範囲の上
限を超えているので、再熱割れが発生した。比較例Ｎ
ｏ．２９は被覆剤の塩基度ＢＬが本発明範囲の下限未満
であるので、衝撃値が低下した。
囲の上限を超えているので、強度が上昇して低温割れが
発生した。比較例Ｎｏ．２４はＢ含有量が本発明範囲の
上限を超えているので、再熱割れが発生した。比較例Ｎ
ｏ．２５はＮ含有量が本発明範囲の上限を超えているの
で、溶接金属中に球状欠陥が発生した。比較例Ｎｏ．２
６及び２７はＡｌ又はＭｇの含有量が本発明範囲の上限
を超えているので、共に、作業性が著しく低下した。比
較例Ｎｏ．２８は被覆剤の塩基度ＢＬが本発明範囲の上
限を超えているので、再熱割れが発生した。比較例Ｎ
ｏ．２９は被覆剤の塩基度ＢＬが本発明範囲の下限未満
であるので、衝撃値が低下した。
【００６５】比較例Ｎｏ．３０及び３１は、実施例Ｎ
ｏ．１と同一の成分を有する心線及び被覆剤を使用した
ものであるが、心線の表面状態及び溶接棒の乾燥条件を
変化させて、その水分量を調整している。比較例Ｎｏ．
３０は溶接棒全体の水分が本発明範囲の下限未満であ
り、作業性が低下した。比較例Ｎｏ．３１は溶接棒全体
の水分が本発明範囲の上限を超えており、低温割れが発
生した。
ｏ．１と同一の成分を有する心線及び被覆剤を使用した
ものであるが、心線の表面状態及び溶接棒の乾燥条件を
変化させて、その水分量を調整している。比較例Ｎｏ．
３０は溶接棒全体の水分が本発明範囲の下限未満であ
り、作業性が低下した。比較例Ｎｏ．３１は溶接棒全体
の水分が本発明範囲の上限を超えており、低温割れが発
生した。
【００６６】比較例の中で、溶接作業性が不良であった
もの及び球状欠陥が発生した比較例Ｎｏ．１５、２５〜
２７及び３０に関しては、機械試験及び割れ試験を実施
しなかった。
もの及び球状欠陥が発生した比較例Ｎｏ．１５、２５〜
２７及び３０に関しては、機械試験及び割れ試験を実施
しなかった。
【００６７】
【発明の効果】以上詳述したように、本発明によれば、
心線及び被覆剤中の化学成分の含有量を適正量に規定す
ると共に、被覆剤の塩基度ＢＬ及び溶接棒全体の水分量
を規制しているので、溶接金属の機械的性能が優れてい
ると共に、低温割れ及び再熱割れの発生を防止すること
ができる高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼用低水素系被覆アーク溶接
棒を得ることができる。
心線及び被覆剤中の化学成分の含有量を適正量に規定す
ると共に、被覆剤の塩基度ＢＬ及び溶接棒全体の水分量
を規制しているので、溶接金属の機械的性能が優れてい
ると共に、低温割れ及び再熱割れの発生を防止すること
ができる高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼用低水素系被覆アーク溶接
棒を得ることができる。
【図１】図１（ａ）はリング割れ試験用円筒形試験片の
溶接金属からの採取位置及び方向を示す模式的断面図で
あり、（ｂ）は円筒形試験片の形状を示す側面図、
（ｃ）は同じくその断面図、（ｄ）は断面図におけるノ
ッチ部Ａを拡大して示す断面図、（ｅ）は円筒形試験片
を使用したリング割れ試験方法を示す模式的断面図であ
る。
溶接金属からの採取位置及び方向を示す模式的断面図で
あり、（ｂ）は円筒形試験片の形状を示す側面図、
（ｃ）は同じくその断面図、（ｄ）は断面図におけるノ
ッチ部Ａを拡大して示す断面図、（ｅ）は円筒形試験片
を使用したリング割れ試験方法を示す模式的断面図であ
る。
１；溶接母材 ２；裏当材 ３；溶接金属 ４；試験片 ５；ノッチ ６；スリット
フロントページの続き (58)調査した分野(Int.Cl.7，ＤＢ名) B23K 35/365 B23K 35/30
Claims (1)
- 【請求項１】 心線及び被覆剤からなる被覆アーク溶接
棒において、前記心線中の化学成分Ｘの含有量を心線の
全重量に対する重量％で［Ｘ］w 、前記被覆剤中の化学
成分Ｙの含有量を被覆剤の全重量に対する重量％で
［Ｙ］f 、溶接棒の単位長さ当たりの質量に対する被覆
剤の質量を被覆率ｔとして、Ｋ＝ｔ／（１−ｔ）とする
と、 ［Ｓｉ］w ＋Ｋ×［Ｓｉ］f ：０．３５乃至２．４重量
％、［Ｍｎ］w ＋Ｋ×［Ｍｎ］f ：０．５乃至２．０重
量％、［Ｃｒ］w ＋Ｋ×［Ｃｒ］f ：２．０乃至４．０
重量％、［Ｍｏ］w ＋Ｋ×［Ｍｏ］f ：０．０１乃至
１．５重量％、［Ｖ］w ＋Ｋ×［Ｖ］f ：０．１５乃至
０．６０重量％及び［Ｃ］w ＋Ｋ×［Ｃ］f ：０．１５
重量％以下であり、 （Ｔｉ、ＴｉＯ2 、Ｚｒ、Ｈｆ）、（Ｎｂ、Ｔａ）、Ｎ
ｉ、Ｃｏ、Ｗ、（Ｂ、Ｂ2Ｏ3）からなる群から選択され
た少なくとも１群の成分を［Ｔｉ］w ＋［Ｚｒ］w ＋
［Ｈｆ］w ＋Ｋ×（［Ｔｉ］f ＋０．０２×［ＴｉＯ
2 ］f ＋［Ｚｒ］f＋［Ｈｆ］f ）：０．００５乃至
０．５００重量％、［Ｎｂ］w ＋［Ｔａ］w ＋Ｋ×
（［Ｎｂ］f ＋［Ｔａ］f ）：０．００５乃至０．２０
０重量％、［Ｎｉ］w ＋Ｋ×［Ｎｉ］f ：０．１０乃至
１．００重量％、［Ｃｏ］w ＋Ｋ×［Ｃｏ］f ：０．１
０乃至１．００重量％、［Ｗ］w ＋Ｋ×［Ｗ］f ：０．
１０乃至２．５０重量％及び［Ｂ］w ＋Ｋ×（［Ｂ］f
＋０．１２×［Ｂ2Ｏ3］f ）：０．００２乃至０．１重
量％を満足するように含有し、 溶接棒全体に対する水分が５０乃至６００重量ｐｐｍ、
被覆剤の塩基度ＢＬ（ＢＬ＝（［ＣａＯ］f ＋［Ｍｇ
Ｏ］f ＋［ＢａＯ］f ＋［ＣａＦ2 ］f ＋［Ｎａ2Ｏ ］
f ＋［Ｋ2Ｏ ］f ＋０．５×（［ＦｅＯ］f ＋［Ｍｎ
Ｏ］f ））／（［ＳｉＯ2 ］f ＋０．５×（［Ａｌ
2Ｏ3］f ＋［ＴｉＯ2 ］f ＋［ＺｒＯ2 ］f ）））が
２．０乃至８．０であり、 Ｐ、Ｓ、Ｎ、Ａｌ及びＭｇが、［Ｐ］w ＋Ｋ×［Ｐ］f
：０．０１５重量％以下、［Ｓ］w ＋Ｋ×［Ｓ］f ：
０．０１０重量％以下、［Ｎ］w ＋Ｋ×［Ｎ］f：０．
０１５重量％以下、［Ａｌ］w ＋Ｋ×［Ａｌ］f ：０．
３０重量％以下、［Ｍｇ］w ＋Ｋ×［Ｍｇ］f ：０．５
０重量％以下に規制されていることを特徴とする高強度
Ｃｒ−Ｍｏ鋼用低水素系被覆アーク溶接棒。
Priority Applications (5)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP19812396A JP3251505B2 (ja) | 1995-10-18 | 1996-07-26 | 高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼用低水素系被覆アーク溶接棒 |
| US08/724,828 US5688420A (en) | 1995-10-18 | 1996-10-02 | Low-hydrogen-type covered arc welding electrode for high strength CR-MO steels |
| KR1019960045496A KR100252413B1 (ko) | 1995-10-18 | 1996-10-12 | 고강도 cr-mo강용 저수소계 피복 아크 용접봉 |
| IT96MI002136A IT1285520B1 (it) | 1995-10-18 | 1996-10-15 | Elettrodo rivestito del tipo a basso idrogeno per saldatura ad arco di acciai al cr-mo ad elevata resistenza |
| FR9612625A FR2740063B1 (fr) | 1995-10-18 | 1996-10-16 | Electrode de soudage a l'arc enrobee du type a faible teneur en hydrogene pour des aciers cr-mo a haute resistance |
Applications Claiming Priority (3)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7-269603 | 1995-10-18 | ||
| JP26960395 | 1995-10-18 | ||
| JP19812396A JP3251505B2 (ja) | 1995-10-18 | 1996-07-26 | 高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼用低水素系被覆アーク溶接棒 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH09168891A JPH09168891A (ja) | 1997-06-30 |
| JP3251505B2 true JP3251505B2 (ja) | 2002-01-28 |
Family
ID=26510776
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP19812396A Expired - Lifetime JP3251505B2 (ja) | 1995-10-18 | 1996-07-26 | 高強度Ｃｒ−Ｍｏ鋼用低水素系被覆アーク溶接棒 |
Country Status (5)
| Country | Link |
|---|---|
| US (1) | US5688420A (ja) |
| JP (1) | JP3251505B2 (ja) |
| KR (1) | KR100252413B1 (ja) |
| FR (1) | FR2740063B1 (ja) |
| IT (1) | IT1285520B1 (ja) |
Families Citing this family (15)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2001300768A (ja) * | 2000-04-27 | 2001-10-30 | Kobe Steel Ltd | 低合金耐熱鋼用被覆アーク溶接棒 |
| GB2383336B (en) | 2001-12-21 | 2005-08-31 | Alstom | Rotor and method for welding an element of a rotor |
| US6787736B1 (en) * | 2002-01-13 | 2004-09-07 | Hobart Brothers Company | Low carbon high speed metal core wire |
| JP4309172B2 (ja) * | 2003-05-13 | 2009-08-05 | 日鐵住金溶接工業株式会社 | 低合金耐熱鋼用低水素系被覆アーク溶接棒 |
| JP3959380B2 (ja) * | 2003-08-28 | 2007-08-15 | 株式会社神戸製鋼所 | シーム有りフラックス入り溶接用ワイヤの製造方法 |
| JP2007054878A (ja) * | 2005-08-26 | 2007-03-08 | Nippon Steel Corp | 耐火構造用鋼の被覆アーク溶接棒 |
| US20080093351A1 (en) * | 2006-10-19 | 2008-04-24 | Kabushiki Kaisha Kobe Seiko Sho (Kobe Steel, Ltd.) | Flux-cored wire for gas shielded arc welding for creep-resisting steels |
| JP5157653B2 (ja) * | 2008-06-03 | 2013-03-06 | 新日鐵住金株式会社 | 直流電源溶接機用低水素系被覆アーク溶接棒 |
| JP2010110817A (ja) * | 2008-10-11 | 2010-05-20 | Kobe Steel Ltd | 低水素系被覆アーク溶接棒 |
| KR100988461B1 (ko) | 2008-10-29 | 2010-10-20 | 현대종합금속 주식회사 | 셀프 쉴디드 아크 용접용 플럭스 충전와이어 |
| US8354615B2 (en) | 2009-03-05 | 2013-01-15 | Lincoln Global, Inc. | Manual welding electrode |
| JP5404127B2 (ja) * | 2009-03-27 | 2014-01-29 | 株式会社神戸製鋼所 | 低水素系被覆アーク溶接棒 |
| CN103302420B (zh) * | 2013-06-05 | 2016-04-06 | 天津大学 | 一种适用于大功率tig焊接焊缝保护的低熔点焊剂 |
| CN112475661B (zh) * | 2021-02-04 | 2021-05-14 | 四川西冶新材料股份有限公司 | 用于焊接镍基合金的镍铬铁药皮、焊条及其制备方法 |
| CN113245748B (zh) * | 2021-07-05 | 2021-09-21 | 四川西冶新材料股份有限公司 | 临氢钢用14Cr1MoR配套高韧性电焊条 |
Family Cites Families (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS5950437B2 (ja) * | 1981-09-10 | 1984-12-08 | 株式会社神戸製鋼所 | Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼用被覆ア−ク溶接棒 |
| JPS59178197A (ja) * | 1983-03-28 | 1984-10-09 | Sumitomo Metal Ind Ltd | 高温用鋼用被覆ア−ク溶接材料 |
| JPS6171196A (ja) * | 1984-09-13 | 1986-04-12 | Kawasaki Steel Corp | Ｃｒ−Ｍｏ系低合金鋼のサブマ−ジア−ク溶接方法 |
| JPS62161496A (ja) * | 1986-01-09 | 1987-07-17 | Kawasaki Steel Corp | Ｃｒ−Ｍｏ系高温用鋼の被覆ア−ク溶接棒 |
| JPH02220797A (ja) * | 1989-02-21 | 1990-09-03 | Kobe Steel Ltd | Ｃｒ―Ｍｏ系低合金鋼用被覆アーク溶接棒 |
-
1996
- 1996-07-26 JP JP19812396A patent/JP3251505B2/ja not_active Expired - Lifetime
- 1996-10-02 US US08/724,828 patent/US5688420A/en not_active Expired - Lifetime
- 1996-10-12 KR KR1019960045496A patent/KR100252413B1/ko not_active IP Right Cessation
- 1996-10-15 IT IT96MI002136A patent/IT1285520B1/it active IP Right Grant
- 1996-10-16 FR FR9612625A patent/FR2740063B1/fr not_active Expired - Lifetime
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| US5688420A (en) | 1997-11-18 |
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| FR2740063B1 (fr) | 1999-12-31 |
| FR2740063A1 (fr) | 1997-04-25 |
| IT1285520B1 (it) | 1998-06-08 |
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| ITMI962136A1 (it) | 1998-04-15 |
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